WO1991002823A1 - Production method of unidirectional electromagnetic steel sheet having excellent iron loss and high flux density - Google Patents

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WO1991002823A1
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Shozaburo Nakajima
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    • C21D8/1288—Application of a tension-inducing coating

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a unidirectional magnetic steel sheet having a high magnetic flux density, which is excellent in iron loss and whose magnetic domain is controlled on the surface of the steel sheet.
  • the present inventor has conducted various studies in order to respond to the above-mentioned demands. As a result of the research, the present inventors have developed a high magnetic flux density unidirectional electromagnetic coil having a zhang coating and a magnetic domain control process in a direction substantially perpendicular to the rolling direction after secondary recrystallization. It was found that by controlling the average particle size of the secondary recrystallized grains within a certain range, remarkably excellent iron loss could be obtained, leading to the present invention.
  • the final cold-rolled sheet is subjected to decarburizing annealing, coated with an annealing separator, wound into a coil, subjected to high-temperature finish annealing, removed from the annealing separator, and subjected to flattening annealing.
  • tension coating is applied so that the tension per unit cross-sectional area of the steel sheet is 0.7 kg / band 2 or more, after secondary recrystallization, and before tension coating or flattening annealing
  • a method of manufacturing a unidirectional electromagnetic steel plate in which a steel plate surface is subjected to an artificial magnetic domain control treatment by controlling the material composition and processing conditions, the average of the secondary recrystallized grains in the rolling plane
  • the particle size By adjusting the particle size to 11 to 50 mZm, a method for manufacturing a high magnetic flux density unidirectional electromagnetic plate with excellent magnetic loss and magnetic flux density of 1.88 T or more at ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ Pertains to ⁇
  • Figure 1 is the magnetic flux density beta 8 and secondary re after subjected to magnetic domain control by laser irradiation on the surface of the grain-oriented electrical ⁇ with Zhang Kakoti ring subjected to high-temperature finish annealing in hula Tsu preparative conditions a steel plate
  • FIG. 4 is a view showing the relationship between the average grain size of crystal grains and iron loss W 15 Z 50.
  • Fig. 2 shows the flattening after bending ⁇ ⁇ and performing high-temperature finish annealing.
  • Figure 8 shows the relationship between the magnetic flux density B8 and the average secondary recrystallized grain size of the magnetic grain density B8 of a grain-oriented electrical steel sheet whose magnetic domain has been controlled by laser irradiation on the surface after applying a tension coating. .
  • Figure 3 is a final cold rolling reduction rate, after having been subjected to high-temperature finish annealing in hula Tsu preparative conditions the ⁇ a diagram showing a relationship between flat Hitoshitsubu ⁇ magnetic flux density B B and secondary recrystallized grains is there.
  • the horizontal axis is the average particle diameter
  • the vertical axis is the magnetic flux density
  • B 8 8.
  • the symbol (indicated by ⁇ ⁇ ) indicates iron loss W15 / 50.
  • the treatment was performed in the same manner as in Experiment I.
  • the steel plate was bent at a radius of curvature of 400 mZm in the rolling direction, subjected to high-temperature finish annealing, and the annealing separator was removed. performs flattening annealing of subsequently in a manner similar to experiment I, Zhang Kakoti subjected to ring and laser irradiation were measured an average particle size of the magnetic flux density B 8 and the secondary recrystallized grains.
  • the horizontal axis in average particle diameter and the second figure shows £ Figure 2 the relationship B 8 are the average particle size, and the vertical axis as is clear from a B 8 ⁇ Figure 2, were bent ⁇ when performing the high-temperature finish annealing in a state, B 8 beyond Nari average particle diameter is rather large, tended to degradation, the mean particle size was found to degrade significantly B 8 exceeds 50 m Zm .
  • B 8 is deteriorated, Therefore than the lambda 1 Figure that the iron loss is degraded - is estimated.
  • high-temperature finish annealing requires a high temperature and a long time, it is usually annealed with the end face up and down in a coiled state.
  • the radius of curvature of the inner peripheral portion of the coil is approximately equal to or less than OmZm. Increasing the radius of curvature of the coil increases the size of the equipment and is disadvantageous in terms of manufacturing costs.
  • high-temperature finish annealing was performed by the usual method of annealing in the state of being wound in a coil form, with tension coating, and a direction substantially perpendicular to the rolling direction after secondary recrystallization. It has been clarified that by controlling the average grain size of secondary recrystallized grains to 11 SOmZm for a high magnetic flux density grain-oriented electrical steel sheet that Was.
  • Residue Silicon slab containing elements that are inevitably mixed Is heated at 1350'C for 120 minutes, hot-rolled to a thickness of 1.1 to 5.0 mZm, hot-rolled at 1120'C for 2 minutes, and cooled to 300'C in 30'C seconds and it was cooled to thickness 0.285 MZM, with 75% Eta 2, of 25% N 2 in a humid atmosphere, for 3 minutes at 850 hand, subjected to decarburization annealing, coated with a baked blunt separating agent composed mainly of magnesia, The plate was kept flat, and high-temperature finish annealing was performed.
  • the magnetic flux density B 8 of the product and determination of average particle size of the secondary recrystallized grains shows the relationship between cold rolling reduction ratio and B B and flat Hitoshitsubu ⁇ in Figure 3.
  • the horizontal axis is the cold rolling reduction ratio and the vertical axis, B 8 and an average particle size.
  • C 0.12% or less is desirable. If it exceeds 0.12%, decarburization in decarburization annealing becomes difficult.
  • S i 2.5 to 4.5% is desirable. If the content is less than 2.5%, good iron loss cannot be obtained, and if it exceeds 4.5%, the additive property deteriorates.
  • Mn 0.030 to 0.200% is desirable. If it is less than 0.030%, the workability deteriorates, and if it exceeds 0.200%, good iron loss cannot be obtained.
  • Total of one or two of S or Se preferably 0.01 to 0.06%. If it is less than 0.01% or more than 0.06%, good iron loss cannot be obtained. Acid soluble A £: 0.010 to 0.050% is preferred.
  • N 0.0030 to 0.0100% is desirable. If it is less than 0.0030%, secondary recrystallization will be poor, and if it exceeds 0.0100%, blister flaws will occur.
  • An average particle diameter of 11 ⁇ 50m Roh m of secondary recrystallization has a surface coating tension per unit sectional area of the steel plate is 0. 7 kg Roh thigh 2 or more, a magnetic flux in the magnetization force 800A / m
  • a high-flux-density unidirectional electrical steel sheet with a density of 1.88 T or more and magnetic domain control artificially applied to the steel sheet surface in a direction substantially perpendicular to the rolling direction, and excellent iron loss can be obtained.
  • the cause of iron loss deterioration when the average particle size is less than 11 m / m is that, in the case of the magnetic domain control material according to the present invention, fine grain boundaries are detrimental to the magnetic domain formation pattern that minimizes iron loss.
  • the sheet was heated for 120 minutes and hot rolled to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 0.9 to 4.4 m_m.
  • This hot-rolled sheet was annealed at various temperatures of 1000 to 1220'C for 100 seconds, and cooled to 300'C in 35 seconds. After that, it was processed until the final cold rolling by the following manufacturing processes I and II. In the case of Production Process I, final cold rolling was performed immediately after annealing of the hot rolled sheet.
  • decarburizing annealing is performed at 850 in a humid atmosphere of 75% H 2 and 25% NZ for 3 minutes, and an annealing release agent mainly composed of magnesia is applied, and the radius of curvature is about 400m /
  • the wire was wound into a coil at m and subjected to high-temperature finish annealing.
  • heated Chukiri ⁇ care and 75% ⁇ 2, 25% N 2 at a heating rate of 15 Te / time, 1200 'C MadeNoboru was raised, 20 hours annealing at 1200 hand in a hydrogen atmosphere did.
  • the annealing separator was removed, and magnetic domain control processing, tension coating, annealing, etc. were performed by the following four methods A, B, C, and D.
  • Method A such that the tension per unit cross-sectional area of the steel sheet is 1.
  • O KGZ picture 2 performs tension Koti ring, serves as a baking of Cote I ring, a flattening annealing for 30 seconds at 850'C
  • the surface of ⁇ ⁇ was irradiated with a pulsed laser in the direction perpendicular to the rolling direction at an energy density of 2.0 J Zc, an irradiation width of 0.25111 °, and an irradiation interval of 5 mZm.
  • Sb metal powder was applied and annealed at 800 rpm for 2 hours.
  • the surface of the sheet is irradiated with a pulse laser at an energy density of 3.0 J / c irradiation width of 0.S mZn at an irradiation interval of 5 mZm in a direction perpendicular to the rolling direction to form a forsterite layer.
  • the part content to dividing better, then immersed for 20 seconds in a 61% nitric acid solution, so that the tension per unit cross-sectional area of ⁇ is 1.0 kg "thigh 2 performs Zhang Kakote fin grayed, co over Te I
  • the flattening anneal was performed at 850 mm for 30 seconds to serve as the bonding.
  • strain was introduced under a load of 180 kgZ state 2 using a gear type roll with a gear pitch of 8 m / m, a radius of curvature of the gear tip of 100, and a blade inclination of 75 ° to the rolling direction.
  • Tension coating was performed so that the tension per unit cross-sectional area was 1.0 kg ran 2, and flattening annealing was performed for 30 seconds at 850 ⁇ (:) while also baking the coating.
  • the present invention it is possible to supply a material such as an iron core having a very low iron loss, thereby greatly reducing energy loss of electrical equipment such as a transformer.

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Description

明
鉄損の優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法
〔技術分野〕
本発明は、 鐧板の表面に磁区制御を施した、 鉄損の著 ί 優れた高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法に関する 細
〔背景技術〕
高磁束密度一方向性電磁鋼板の表面に、 圧延方向とほぼ直 角の方向に、 人為的に磁区制御を施すことにより、 鉄損を低 減させる方法が知られている。 即ち、 特開昭 55 - 18566号公報、 特開昭 58 - 73724号公報における、 間隔をもってレーザービー ムを照射する方法、 特開昭 61 - 96036号公報における、 間隔を もって侵入体を形成させる方法、 特開昭 61— 1 17218号公報に おける、 間隔をもって溝を形成させる方法、 特開昭 61 - 1 1 7284 号公報における、 間隔をもって、 地鉄の一部を除丟し、 リ ン 酸系張力付加被膜を施す方法、 特開昭 62— 15151 1号公報にお ける、 間隔をもってプラズマ炎を照射する方法等が開示され ている。
前述の人為的磁区制御技術の適用により、 高磁束密度一方 向性電磁鐧板の鉄損をかなり向上させることが可能になった。
しかし、 鉄損が一層優れ、 且つ鉄損のばらつきの小さい材 料に対する要望は益々強く、 更なる材料の高性能化が必要で ある。 〔発明の開示〕
本発明者は上記要望に答えるべく、 種々研究した結果、 張 カコーティ ングを有し、 二次再結晶後に圧延方向とほぼ直角 の方向に磁区制御処理を施した高磁束密度一方向性電磁鐧扳 について、 二次再結晶粒の平均粒径を一定範囲に制御するこ とにより、 著しく優れた鉄損が得られることを知見し、 本発 明に至った。
すなわち、 本発明は最終冷延板に脱炭焼鈍を施し、 焼鈍分 離剤を塗布して、 コイ ル状に巻きとり、 高温仕上焼鈍を施し、 焼鈍分離剤を除去して、 平坦化焼鈍を施し、 平坦化焼鈍の前 又は後に鋼板の単位断面積当り張力が 0. 7 kg /匪2 以上とな る張カコーティ ングを施し、 二次再結晶後、 張カコーティ ン グ又は平坦化焼鈍の前又は後に、 鐧板表面に人為的磁区制御 処理を施す一方向性電磁鐧板の製造方法において、 材料の成 分及び処理条件を制御して、 二次再結晶粒の圧延面内におけ る平均粒径を 11〜50 m Z mに調整する こ とにより、 磁化力 δΟΟ Α Ζ πιにおける磁束密度が 1. 88 T以上で鉄損の優れた高 磁束密度一方向性電磁鐧板を製造する方法に係るものである <
〔図面の簡単な説明〕
第 1図は鋼板をフラ ッ トな状態で高温仕上焼鈍を施した張 カコーティ ングを有する一方向性電磁鐧板の表面にレーザー 照射により磁区制御を施した後の磁束密度 Β 8 及び二次再結 晶粒の平均粒径と鉄損 W 15 Z 50の関係を示す図である。
第 2図は鐧扳を曲げて高温仕上焼鈍を施した後、 平坦化焼 钝を行い、 張力コーティ ングを施し、 表面にレーザー照射に より磁区制御を施した一方向性電磁鋼板の磁束密度 B 8 を二 次再結晶粒の平均粒径との関係で示した図である。
第 3図は最終冷延圧下率と、 鐧扳をフラ ッ トな状態で高温 仕上焼鈍を施した後の、 磁束密度 B B 及び二次再結晶粒の平 均粒径の関係を示す図である。
〔発明を実施するための最良の形態〕
本発明を実施するための最良の形態は次の実験 〔 1 〕 〜 〔 3 〕 に基づいて把握された。
〔実験 I 〕
Si 3. 2 %を含有し、 イ ンヒビターとして A£ N の外に、 MnS, MnSe, CuxS, Sn, Sb のうち 1種又は 2種以上を活用し、 最終冷延の板厚を 0.17m/mとし、 脱炭焼鈍を施し、 焼鈍分 離剤を塗布し、 鐧板をフラ ッ トな状態に保って高温仕上焼鈍 を施し、 焼鈍分離剤を除去して種々の一方向性電磁鐧板を得、 これ等の鋼板に鐧板の単位断面積当りの張力が 1. 0 kg/腿2 となる張カコーティ ングを施し鋼板の表面に、 圧延方向と直 角の方向にエネルギー密度 2. 0 J / i^ 照射幅 0.25mZm、 照射間隔 5 mZmでパルス レーザ一を照射し、 磁束密度 B a (磁化力 800A/mにおける磁束密度） と鉄損 W15ノ 50を測 定した。 表面被膜を除去し、 二次再結晶粒の圧延面内におけ る粒径を、 圧延方向、 圧延方向と 45° 方向及び圧延方向と 90 方向について線分法で測定し、 平均粒径を求めた （本発明に かかわる平均粒径はすべてこの方法による） 。 平均粒径及-び 磁束密度 B8 と鉄損 W15/50の関係を第 1図に示す。
第 1図において横軸は平均粒径であり、 縦轴は磁束密度
B 8 である。 符号 （©ΟΔΧで示す） は鉄損 W15/50を示す。 第 1図から明らかなように、 平均粒径が 11m Zm以上で且 つ、 BB が 1.88T以上の場合、 特に良好な鉄損が得られるこ とが判明した。
〔実験 II〕
焼鈍分離剤の塗布迄、 実験 I と同様な方法で処理し、 治具 を用い、 鐧板を圧延方向に曲率半径 400mZmに曲げた状態 で高温仕上焼鈍を施し、 焼鈍分離剤を除去し、 鋼板の平坦化 焼鈍を行い、 その後、 実験 I と同様の方法で、 張カコーティ ングとレーザー照射を施し、 磁束密度 B8 と二次再結晶粒の 平均粒径を測定した。 平均粒径と B8 の関係を第 2図に示す £ 第 2図において横軸は平均粒径であり、 縦軸は B8 である { 第 2図から明らかなように、 鐧板を曲げた状態で高温仕上 焼鈍を行った場合、 平均粒径が大き く なり過ぎると B 8 が劣 化する傾向が認められ、 平均粒径が 50 m Zmを越えると B 8 が著しく劣化することが判明した。 平均粒径が 50 m/ mを越 える場合、 B8 が劣化し、 このため鉄損が劣化することが Λ 1図より-推定される。
なお、 高温仕上焼鈍は高温、 長時間を要するため、 通常コ ィ ル状に巻いた状態で、 端面を上下方向として、 焼鈍されて いる。 この場合のコイル内周部の曲率半径は大略 OmZm 以下である。 コ イ ルの曲率半径を大き くすれば、 設備規模が 大き く なり、 製造コ ス ト面で不利になる。 実験 I 、 実験 πの結果から、 コ ィ ル状に巻いた状態で焼鈍 ' する通常の方法で高温仕上焼鈍を施し、 張カコーティ ングを 有し、 二次再結晶後に圧延方向とほぼ直角の方向に磁区制御 処理を施した高磁束密度一方向性電磁鋼板について、 二次再 結晶粒の平均粒径を 11 SOmZmに制御することにより、 著 し く優れた鉄損が得られることが明らかになつた。
〔実験 m〕
C ： 0.065% , S i ： 3. 0 % , Mn ： 0.075% , S ： 0.025 %、 酸可溶性 A ϋ ： 0.0260% , N ： 0.0085%. 残余 ： 不可避 的に混入する元素を舍有する珪素鐧スラブを 1350'Cで 120分 加熱し、 板厚 1. 1 〜 5. 0 mZmに熱延し、 1120 'Cで 2分間熱 延板焼鈍を施し、 300'C迄を 30'Cノ秒で冷却し、 板厚 0.285 mZm迄冷却し、 75% Η 2 , 25% N2 の湿潤雰囲気中で、 850てで 3分間、 脱炭焼鈍を施し、 マグネシャを主とする焼 鈍分離剤を塗布し、 鐧板をフラ ッ トに保って、 高温仕上焼鈍 を行った。 高温仕上焼鈍においては、 舁温中雰囲気を 75% H 2 25%N 2 とし、 昇温速度 15'C /時間で 1200'C迄昇温し、 水素 雰囲気で、 1200'Cで 20時間焼鈍した。 製品の磁束密度 B 8 と 二次再結晶粒の平均粒径を測定し、 冷延圧下率と B B 及び平 均粒径の関係を第 3図に示す。
第 3図において、 横軸が冷延圧下率であり、 縦軸が、 B 8 及び平均粒径である。
第 3図から明らかなよう に、 冷延圧下率が 83〜92%の範囲 で、 平均粒径 ll〜50m/m、 磁束密度 B a が 1.88T以上の高 磁束密度一方向性電磁鐧扳が得られる。 以上のように、 本発明は例えば 〔実験 ΠΓ〕 で得られた平均 ' 粒径 ll〜50m/"m、 磁束密度 B 8 が 1.88 T以上の高磁束密度 一方向性電磁鐧帯に、 0. 7 kgノ讓 2 以上の張力を与える張力 コ ーティ ングを施すと共に該鐧板表面に人為的磁区制御処理 を施すことにより高磁束密度でしかも極めて低い鉄損値を有 する一方向性電磁鐧扳を得るものである。
次に材料成分その他の条件の限定理由について述べる。
C ： 0.12%以下が望ましい。 0.12%を超えると脱炭焼鈍に おける脱炭が困難となる。 S i : 2. 5〜 4. 5 %が望ましい。 2. 5 %未満では良好な鉄損が得られず、 4. 5 %を超えると加 ェ性が劣化する。 Mn ： 0.030〜0.200 %が望ましい。 0.030 %未満では加工性が劣化し、 0.200%を超えると良好な鉄損 が得られない。 S又は Se の 1種又は 2種の合計 ： 0.01〜 0.06%が望ましい。 0.01%未満、 又は 0.06%を超えると良好 な鉄損が得られない。 酸可溶性 A £ ： 0.010〜0.050 %が望 ましい。 0.010%未満では、 良好な磁束密度が得られず、 0.050%を超えると、 二次再結晶が不良となる。 N ： 0.0030 〜 0.0100%が望ましい。 0.0030%未満では、 二次再結晶が不 良となり、 0.0100%を超えると、 ブリ スターきずが発生す ¾。 熱延終了後、 最終冷延を行う迄に少く とも一度、 1050〜 1200ての温度範囲で焼鈍し急冷処理を行わないと、 良好な製 品磁気特性が得られない。
鐧板の単位断面積当りの表面被膜 （フオ ルステライ トを舍 む） による張力は 0. 7 kg/mrn2 以上とする。 0. 7 ノ卿2 未 満では良好な鉄損が得られない。 磁化力 800A/ II1における 磁束密度が 1.88 T以上で良好な鉄損特性が得られる。 1.88T 未満では、 良好な鉄損が得られない。
二次再結晶の平均粒径が 11〜50mノ mで、 綱板の単位断面 積当りの張力が 0. 7 kgノ腿2 以上となる表面被膜を有し、 磁 化力 800A/mにおける磁束密度 1.88T以上で、 鋼板表面に 圧延方向とほぼ直角の方向に人為的に磁区制御を施した高磁 束密度一方向性電磁鋼板で、 著し く優れた鉄損が得られる。
平均粒径 11m /m未満の場合鉄損が劣化する原因は、 本発 明にかかわる磁区制御材の場合、 細かい粒界が鉄損を最小と する磁区形成パターンに対し有害となっているものと考えら れる。 鐧扳を曲げた状態で高温仕上焼鈍する場合 （工業製品 ベース） に平均粒径 50mZm超で、 B B が低下するのは、 高 温焼鈍後の平坦化焼鈍による圧延面からのゴス方位のずれ等 が関与しているものと考えられる。
A fL を主ィ ン ヒ ビタ一として活用する一方向性電磁鐧板 の製造において、 熱延後、 最終冷延を行う迄に少く とも一度 1050〜1200'Cの温度範囲で焼鈍し、 こ の焼鈍の後、 急冷し、 圧下率 83〜92%で最終冷延を行う こ とによ り、 磁束密度 B 8 が 1.88T以上で、 二次再結晶粒の平均粒径が ll〜50mZmの 高磁束密度一方向性電磁鋼板が得られる。
〔実施例〕
実施例 1
C ： 0.080% , S i ： 3. 2 % , M n ： 0.075% , 酸可溶性
A £ ： 0.0250% , N ： 0.0085%. を含有し、 S ： 0,025%-又 は 0.015% , S e ： 0.020% , S η ： 0.12% , Cu ： 0.07%、 S b ： 0.020%のうちから選ばれた 1種又は 2種以上を舍有 する珪素鐧スラブを 1350'Cで 120分加熱し、 熱延し、 0. 9 〜 4. 4 m_ mの各扳厚の熱延板とした。
この熱延板を 1000〜1220'Cの各種温度で 100秒間焼鈍し、 300'C迄を 35て 秒で冷却した。 その後、 下記に示す製造プ ロセス I , Π によ り、 最終冷延前迄処理した。 製造プロセス I の場合、 熱延板焼鈍後直ちに最終冷延を行った。
製造プロ セス Πの場合、 熱延扳焼鈍後、 所定の厚み迄中間 冷延を行い、 1000'Cで 100秒間焼鈍し、 300°C迄 25'Cノ秒で 冷却し、 その後、 最終冷延を行った。
最終冷延後、 75% H 2 ， 25%NZ の湿潤雰囲気中で、 850 てで 3分間、 脱炭焼鈍を施し、 マグネシャを主とする焼鈍分 離剤を塗布し、 曲率半径約 400m/mでコ イ ル状に巻き、 高 温仕上焼鈍を行った。 高温仕上焼鈍においては、 昇温中雰囲 気を 75% Η 2 , 25% N 2 とし、 昇温速度 15て/時間で、 1200 'C迄昇温し、 水素雰囲気で 1200てで 20時間焼鈍した。 その後. 焼鈍分離剤を除去し、 次に示す A , B , C , Dの 4種の方法 による磁区制御処理、 張カコーティ ング、 焼鈍等を行った。
A法においては、 鋼板の単位断面積当りの張力が 1. O kgZ 画2 となるよう、 張力コーティ ングを行い、 コーテ ィ ングの 焼付けを兼ねて、 850'Cで 30秒間の平坦化焼鈍を施し、 鐧扳 の表面に、 圧延方向と直角の方向に、 エネルギー密度 2. 0 J Zc 照射幅 0.25111ノ111、 照射間隔 5 mZmでパルス レーザ 一を照射した。 B法においては、 A法で処理した後、 Sb 金属粉を塗布し、 800てで 2時間焼鈍した。
C法においては、 鐧板の表面に、 圧延方向と直角の方向に、 エネルギー密度 3.0 J/c 照射幅 0. S mZn 照射間隔 5 mZmでパルス レ一ザ一を照射し、 フオ ルステラ イ ト層を部 分的に除まし、 61%硝酸液中に 20秒間浸漬し、 鐧板の単位断 面積当りの張力が 1.0 kg "腿2 となるよう、 張カコーテ ィ ン グを行い、 コ ーテ ィ ングの娆付けを兼ねて、 850てで 30秒間 の平坦化焼鈍を行った。
D法においては、 歯車ピ ッ チ 8 m/m、 歯車先端曲率半径 100 、 刃の傾きが圧延方向に対して 75° である歯車型ロー ルにより荷重 180kgZ態2 で歪導入を行い、 鐧板の単位断面 積当りの張力が 1.0 kgノ ran 2 となるよう、 張カコーティ ング を行い、 コーティ ングの焼付けを兼ねて、 850 ·(：で 30秒間の 平坦化焼鈍を行った。
A法、 B法、 C法又は D法により処理した後、 磁束密度 Be 及び鉄損を測定し、 しかる後、 表面被膜を除去し、 酸洗 し、 二次再結晶粒の圧延面内における平均粒径を測定した。 材料の成分、 熱延板の板厚、 製造プロセス （ I又は II ) 、 熱延板焼鈍の均熱温度、 中間冷延後の板厚、 最終冷延後の板 厚、 最終冷延の圧下率、 二次再結晶粒の平均粒径、 磁区制御 法 （A > B , C又は D ) 、 磁束密度 B 8 、 鉄損を第 1表に示 す。 第 1 表
Figure imgf000012_0001
*印【i*発明 牛を外れるもの
第 1 表に明らかなよう に、 本究明例の場合に著し く 鉄損の 優れた高磁束密度一方向性電磁鐧板が得られる。 〔産業上の利用可能性〕
本発明により、 鉄損の著し く 低い ト ラ ンスの鉄芯等の材料 の供給が可能となり、 ト ラ ンス等電気機器のエネルギー損が 大幅に節減できる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 最終冷延板に脱炭焼鈍を施し、 焼鈍分離剤を塗布して- コイル状に卷きとり、 高温仕上焼鈍を施し、 焼鈍分離剤を除 去して、 平坦化焼鈍を施し、 前記平坦化焼鈍の前又は後に鐧 板の単位断面積当り張力が 0. 7 kgノ讓 2 以上となる張カコー ティ ングを施し、 さ らに、 前記張カコーティ ング又は平坦化 焼鈍の前又は後に、 鐧板表面に人為的磁区制御処理を施す一 方向性電磁鐧扳の製造方法において、 材料の成分及び処理条 件を制御して、 二次再結晶粒の圧延面内における平均粒径を ll〜50 m Z mに調整することを特徴とする磁化力 800 A / m における磁束密度が 1. 88 T以上で鉄損の優れた高磁束密度一 方向性電磁鋼板の製造方法。
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